JP5477002B2 - 冷延鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は冷延鋼板に関する。より詳しくは、本発明は、自動車用あるいは産業機器の素材として好適な、深絞り性に優れるとともに面内異方性が小さく、さらに疲労特性に優れる冷延鋼板に関する。
深絞り成形される鋼板には、伸びや塑性ひずみ比（以下、「ｒ値」ともいう）が高いだけでなく、イヤリングの低減のためｒ値の面内異方性が小さいことが要求される。さらに、自動車部品に用いられる鋼板には耐久性も求められるため、疲労特性に優れることが重要である。
ｒ値の面内異方性の指標としては、圧延方向に対して０°、４５°および９０°の各方向のｒ値をｒ0、ｒ45、ｒ90とした場合に、Δｒ＝（ｒ0−２×ｒ45＋ｒ90）／２で規定されるΔｒが知られている。このΔｒの絶対値が小さいほど面内異方性は小さい。
冷延鋼板の深絞り性向上を目的とした技術としては、例えば、特開２００７−２９１５１４号公報（特許文献１）に、質量％で、Ｃ：０.０１〜０.０５％を含み、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏを調整した鋼をＡｒ3変態点以下の温度域で３パス以上かつ該温度域での累積圧下率を２０〜９０％、圧延終了温度を７００〜８５０℃、巻取温度を６００〜８００℃とした熱延母材を冷延焼鈍することによって得られるＹＳおよびｒ値の面内異方性の小さい冷延鋼板が提案されている。しかし、２相域での熱間圧延は、オーステナイト相とフェライト相とが混在するために圧延荷重の変動が大きく、通板を安定して行うことが困難であり、均質な材質および均一な板形状が得られないという問題がある。
特開２００４−７６０６０号公報（特許文献２）には、Ｃ：０.１％以下、Ｓｉ：０.５％以下、Ｍｎ：１.０％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０３％以下、Ａｌ：０.０１〜０.１％以下の成分を有する鋼をＡｒ3変態点以上で熱間圧延を行い、圧延後２秒以内に冷却を開始し、その冷却を７０℃／ｓ以上の冷却速度で１００℃以上の温度域にわたって行い、冷間圧延して焼鈍することによって、｜Δｒ｜＜０.１５未満の面内異方性の小さい冷延鋼板が提案されている。しかし、疲労特性については検討されていない。
本発明は、ｒ値の面内異方性が小さく深絞り性に優れているとともに、疲労特性にも優れる、産業機器用のみならず自動車用にも適した冷延鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題の解決を目的として、冷延鋼板の疲労特性および面内異方性に対して種々の検討と実験を行い、下記の本発明に係る冷延鋼板により解決できることを知見した。
すなわち、１側面において、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１５％以上、０．１５％以下；Ｓｉ：２．０％以下；Ｍｎ：０．１％以上、３．０％以下；Ｐ：０．０５％以下；Ｓ：０．０５％以下；ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上、０．１％以下；Ｎ：０．００１％以上、０．０１％以下；およびＯ：０．０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｂ、Ｃｒ、Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、下記式（１）で規定されるＴＳａｖｅが３００ＭＰａ以上、下記式（２）で規定されるＹＲａｖｅが０．６７以上、下記式（３）および（４）で規定されるｒａｖｅおよびΔｒが下記式（５）および（６）を満たす機械特性を有することを特徴とする冷延鋼板である。
ＴＳave＝（ＴＳ0＋２×ＴＳ45＋ＴＳ90）／４ (１)
ＹＲave＝（ＹＲ0＋２×ＹＲ45＋ＹＲ90）／４ (２)
ｒave＝（ｒ0＋２×ｒ45＋ｒ90）／４ (３)
Δｒ＝（ｒ0−２×ｒ45＋ｒ90）／２ (４)
｜Δｒ｜≦０.２０ (５)
ｒave／｜Δｒ｜≧４.７ (６)
上記式中、
ＴＳ0：圧延方向の引張強度、ＴＳ45：圧延方向に対して４５°方向の引張強度、ＴＳ90：圧延方向に対して９０°方向の引張強度；ＹＲ0：圧延方向の降伏比、ＹＲ45：圧延方向に対して４５°方向の降伏比、ＹＲ90：圧延方向に対して９０°方向の降伏比、ｒ0：圧延方向の塑性ひずみ比、ｒ45：圧延方向に対して４５°方向の塑性ひずみ比、ｒ90：圧延方向に対して９０°方向の塑性ひずみ比である。
ＹＲave＝（ＹＲ0＋２×ＹＲ45＋ＹＲ90）／４ (２)
ｒave＝（ｒ0＋２×ｒ45＋ｒ90）／４ (３)
Δｒ＝（ｒ0−２×ｒ45＋ｒ90）／２ (４)
｜Δｒ｜≦０.２０ (５)
ｒave／｜Δｒ｜≧４.７ (６)
上記式中、
ＴＳ0：圧延方向の引張強度、ＴＳ45：圧延方向に対して４５°方向の引張強度、ＴＳ90：圧延方向に対して９０°方向の引張強度；ＹＲ0：圧延方向の降伏比、ＹＲ45：圧延方向に対して４５°方向の降伏比、ＹＲ90：圧延方向に対して９０°方向の降伏比、ｒ0：圧延方向の塑性ひずみ比、ｒ45：圧延方向に対して４５°方向の塑性ひずみ比、ｒ90：圧延方向に対して９０°方向の塑性ひずみ比である。
上記機械特性は、さらに下記式（７）式を満足することが好ましい：
ＹＲａｖｅ×ｒａｖｅ／｜Δｒ｜≧４．７ （７）。
ＹＲａｖｅ×ｒａｖｅ／｜Δｒ｜≧４．７ （７）。
本発明に係る上記冷延鋼板は、下記工程(Ａ)〜(Ｃ)を備えることを特徴とする方法により容易に製造することができる：
(Ａ)上記化学組成を有する鋼材に多パス熱間圧延を施して熱延鋼板となす熱間圧延工程、ただし最終直前圧延パスと最終圧延パスとの圧延パス間時間が０.３秒以上、４.０秒以下であり、最終圧延パスの完了温度がＡｒ3点以上かつ７８０℃以上であり、圧延完了後７２０℃までの冷却時間が０.４秒以内である；
(Ｂ)前記熱延鋼板に圧下率４０％以上、９０％以下の冷間圧延を施して冷延鋼板となす冷間圧延工程；ならびに
(Ｃ)前記冷延鋼板に、Ａｃ1点以上、Ａｃ3点以下の温度域で焼鈍を施す焼鈍工程。
(Ａ)上記化学組成を有する鋼材に多パス熱間圧延を施して熱延鋼板となす熱間圧延工程、ただし最終直前圧延パスと最終圧延パスとの圧延パス間時間が０.３秒以上、４.０秒以下であり、最終圧延パスの完了温度がＡｒ3点以上かつ７８０℃以上であり、圧延完了後７２０℃までの冷却時間が０.４秒以内である；
(Ｂ)前記熱延鋼板に圧下率４０％以上、９０％以下の冷間圧延を施して冷延鋼板となす冷間圧延工程；ならびに
(Ｃ)前記冷延鋼板に、Ａｃ1点以上、Ａｃ3点以下の温度域で焼鈍を施す焼鈍工程。
本発明に係る上記冷延鋼板を加工することにより構造部材を製造することができる。
本発明によれば、安定して容易に実施できるオーステナイト域での熱間圧延を経て、深絞り性に優れ、イヤリング量が小さく、かつ疲労特性にも優れた冷延鋼板を提供することが可能となる。本発明に係る冷延鋼板は、特に自動車用鋼板として好適であるが、深絞り加工が施される産業機器部品など他の用途にももちろん使用できる。
以下に、本発明についてより詳しく説明する。以下の説明において、鋼の化学組成に関する％は質量％を意味する。
(Ａ)化学組成
Ｃ：０.０１５％以上、０.１５％以下
Ｃは、鋼の強度を高める作用を有する元素である。Ｃはまた、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させる作用を有するので、熱間圧延の圧延完了温度を低下させることを可能にし、フェライト結晶粒の微細化を促進するのに有用である。Ｃ含有量が０.０１５％未満では上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０.０１５％以上とする。好ましくは０.０２％以上、さらに好ましくは０.０２５％以上である。一方、Ｃ含有量が０.１５％超では、ｒ値や延性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０.１５％以下とする。好ましくは０.１３５％以下、さらに好ましくは０.１２％以下である。
(Ａ)化学組成
Ｃ：０.０１５％以上、０.１５％以下
Ｃは、鋼の強度を高める作用を有する元素である。Ｃはまた、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させる作用を有するので、熱間圧延の圧延完了温度を低下させることを可能にし、フェライト結晶粒の微細化を促進するのに有用である。Ｃ含有量が０.０１５％未満では上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０.０１５％以上とする。好ましくは０.０２％以上、さらに好ましくは０.０２５％以上である。一方、Ｃ含有量が０.１５％超では、ｒ値や延性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０.１５％以下とする。好ましくは０.１３５％以下、さらに好ましくは０.１２％以下である。
Ｓｉ：２.０％以下
Ｓｉは、鋼中に不純物として含有される元素であるが、フェライトの強化と延性の向上に寄与する元素でもある。したがって、Ｓｉを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｓｉ含有量が２.０％超では、熱間圧延時の表面酸化の問題が顕在化してくる。したがって、Ｓｉ含有量は２.０％以下とする。好ましくは１.０％以下、さらに好ましくは０.５％以下、特に好ましくは０.３％以下である。
Ｓｉは、鋼中に不純物として含有される元素であるが、フェライトの強化と延性の向上に寄与する元素でもある。したがって、Ｓｉを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｓｉ含有量が２.０％超では、熱間圧延時の表面酸化の問題が顕在化してくる。したがって、Ｓｉ含有量は２.０％以下とする。好ましくは１.０％以下、さらに好ましくは０.５％以下、特に好ましくは０.３％以下である。
Ｍｎ：０.１％以上、３.０％以下
Ｍｎは、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させる作用を有するので、熱間圧延における圧延完了温度を低下させることを可能にし、フェライト結晶粒の微細化を促進するのに有用な元素である。Ｍｎ含有量が０.１％未満では上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は０.１％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３.０％超では、Ｍｎの偏析に起因する成形性の低下や、フェライト体積率の低下に起因する成形性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は３.０％以下とする。好ましくは２.５％以下、さらに好ましくは、２.０％以下である。
Ｍｎは、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させる作用を有するので、熱間圧延における圧延完了温度を低下させることを可能にし、フェライト結晶粒の微細化を促進するのに有用な元素である。Ｍｎ含有量が０.１％未満では上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は０.１％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３.０％超では、Ｍｎの偏析に起因する成形性の低下や、フェライト体積率の低下に起因する成形性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は３.０％以下とする。好ましくは２.５％以下、さらに好ましくは、２.０％以下である。
Ｐ：０.０５％以下
Ｐは、鋼中に不純物として含有される元素であるが、強度を高める作用を有するので、Ｐを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０.０５％超では、粒界偏析による脆化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０.０５％以下とする。好ましくは０.０３％以下、さらに好ましくは０.０２％以下である。
Ｐは、鋼中に不純物として含有される元素であるが、強度を高める作用を有するので、Ｐを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０.０５％超では、粒界偏析による脆化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０.０５％以下とする。好ましくは０.０３％以下、さらに好ましくは０.０２％以下である。
Ｓ：０.０５％以下
Ｓは、鋼中に不純物として含有される元素であり、鋼中に硫化物系介在物を形成して加工性を低下させる作用を有する。Ｓ含有量が０.０５％超では加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０.０５％以下とする。一段と優れた加工性を確保したい場合には、Ｓ含有量を０.００８％以下とすることが好ましく、０.００３％以下とすることがさらに好ましい。
Ｓは、鋼中に不純物として含有される元素であり、鋼中に硫化物系介在物を形成して加工性を低下させる作用を有する。Ｓ含有量が０.０５％超では加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０.０５％以下とする。一段と優れた加工性を確保したい場合には、Ｓ含有量を０.００８％以下とすることが好ましく、０.００３％以下とすることがさらに好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ：０.００１％以上、０.１％以下
Ａｌは鋼を脱酸する作用を有し、鋼を健全化するのに有効な元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.００１％未満では、上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.００１％以上とする。好ましくは０.０１０％以上、さらに好ましくは０.０１５％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.１％超では、オーステナイトからフェライトへの変態温度の上昇が著しくなり、熱間圧延の圧延完了温度を上昇させざるをえなくなって、フェライト結晶粒の微細化が困難となる。また、連続鋳造法を適用する場合には、安定した操業が困難となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.１％以下とする。好ましくは０.０８０％以下、さらに好ましくは０.０６０％以下である。
Ａｌは鋼を脱酸する作用を有し、鋼を健全化するのに有効な元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.００１％未満では、上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.００１％以上とする。好ましくは０.０１０％以上、さらに好ましくは０.０１５％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.１％超では、オーステナイトからフェライトへの変態温度の上昇が著しくなり、熱間圧延の圧延完了温度を上昇させざるをえなくなって、フェライト結晶粒の微細化が困難となる。また、連続鋳造法を適用する場合には、安定した操業が困難となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.１％以下とする。好ましくは０.０８０％以下、さらに好ましくは０.０６０％以下である。
Ｎ：０.００１％以上、０.０１％以下
Ｎは、鋼中に不純物として含有される元素であり、延性や深絞り性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０.０１％超では延性や深絞り性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００８％以下、さらに好ましくは０.００７％以下である。一方、ＴｉやＮｂ等を含有させた場合には、Ｎは窒化物または炭窒化物として析出することにより、冷間圧延の母材である熱延鋼板を細粒化し、その結果、冷延鋼板の機械特性の向上に寄与する。したがって、Ｎ含有量は０.００１％以上とする。好ましくは０.００１５％以上、さらに好ましくは０.００２％以上である。
Ｎは、鋼中に不純物として含有される元素であり、延性や深絞り性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０.０１％超では延性や深絞り性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００８％以下、さらに好ましくは０.００７％以下である。一方、ＴｉやＮｂ等を含有させた場合には、Ｎは窒化物または炭窒化物として析出することにより、冷間圧延の母材である熱延鋼板を細粒化し、その結果、冷延鋼板の機械特性の向上に寄与する。したがって、Ｎ含有量は０.００１％以上とする。好ましくは０.００１５％以上、さらに好ましくは０.００２％以上である。
Ｏ：０.０１％以下
Ｏ（酸素）は、鋼中に不純物として含有される元素であり、鋼の清浄度を低下させて、その機械特性を劣化させる。Ｏ含有量が０.０１％超では機械特性の低下が著しくなるので、Ｏ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００５％以下である。
Ｏ（酸素）は、鋼中に不純物として含有される元素であり、鋼の清浄度を低下させて、その機械特性を劣化させる。Ｏ含有量が０.０１％超では機械特性の低下が著しくなるので、Ｏ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００５％以下である。
Ｔｉ：０.１％以下、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０.５％以下、Ｍｏ：０.５％以下およびＢ：０.００５％以下からなる群から選択される１種または２種以上
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、ＭｏおよびＢは、炭化物、窒化物または炭窒化物として析出し、鋼組織の微細化やＹＳ向上に寄与する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を場合により鋼に含有させてもよい。しかし、Ｔｉ含有量が０.１％超、Ｎｂ含有量が０.１％超、Ｖ含有量が０.５％超、Ｍｏ含有量が０.５％超、またはＢ含有量が０.００５％超になると、炭化物、窒化物または炭窒化物が鋼中に多量に析出して面内異方性が大きくなったり、深絞り性が低下したりする。そのため、それぞれの元素の含有量は、Ｔｉ：０.１％以下、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０.５％以下、Ｍｏ：０.５％以下およびＢ：０.００５％以下とする。ＴｉおよびＮｂの含有量は、それぞれ０.０５％以下とすることが好ましく、０.０３％以下とすることがさらに好ましい。ＶおよびＭｏの含有量は、０.３％以下とすることが好ましく、０.１％以下とすることがさらに好ましい。Ｂの含有量は０.００３％以下とすることが好ましく、０.００１％以下とすることがさらに好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ、Ｎｂ、ＭｏおよびＶの何れかを０.００１％以上含有させるか、Ｂを０.０００１％以上含有させることが好ましい。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、ＭｏおよびＢは、炭化物、窒化物または炭窒化物として析出し、鋼組織の微細化やＹＳ向上に寄与する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を場合により鋼に含有させてもよい。しかし、Ｔｉ含有量が０.１％超、Ｎｂ含有量が０.１％超、Ｖ含有量が０.５％超、Ｍｏ含有量が０.５％超、またはＢ含有量が０.００５％超になると、炭化物、窒化物または炭窒化物が鋼中に多量に析出して面内異方性が大きくなったり、深絞り性が低下したりする。そのため、それぞれの元素の含有量は、Ｔｉ：０.１％以下、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０.５％以下、Ｍｏ：０.５％以下およびＢ：０.００５％以下とする。ＴｉおよびＮｂの含有量は、それぞれ０.０５％以下とすることが好ましく、０.０３％以下とすることがさらに好ましい。ＶおよびＭｏの含有量は、０.３％以下とすることが好ましく、０.１％以下とすることがさらに好ましい。Ｂの含有量は０.００３％以下とすることが好ましく、０.００１％以下とすることがさらに好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ、Ｎｂ、ＭｏおよびＶの何れかを０.００１％以上含有させるか、Ｂを０.０００１％以上含有させることが好ましい。
Ｃｒ：２.０％以下
Ｃｒは、固溶強化により鋼材の強度を一層高める作用を有するので、場合により鋼に含有させてもよい。しかし、Ｃｒ含有量が２.０％超では、加工性の劣化が著しくなる場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は２.０％以下とする。好ましくは１.５％以下、より好ましくは１.０％以下、さらに好ましくは０.５％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るにはＣｒ含有量を０.０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｒは、固溶強化により鋼材の強度を一層高める作用を有するので、場合により鋼に含有させてもよい。しかし、Ｃｒ含有量が２.０％超では、加工性の劣化が著しくなる場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は２.０％以下とする。好ましくは１.５％以下、より好ましくは１.０％以下、さらに好ましくは０.５％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るにはＣｒ含有量を０.０１％以上とすることが好ましい。
Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下およびＲＥＭ：０.０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ（希土類元素）は、凝固中に析出する酸化物や窒化物を微細化して、鋼塊または鋼片の健全性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を場合により鋼に含有させてもよい。しかし、いずれの元素も０.０１％を超えて含有させても上記作用による効果は飽和してしまい、徒にコスト上昇を招く。したがって、それぞれの元素の含有量は０.０１％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素の含有量を０.０００２％以上とすることが好ましい。ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素とＹおよびＳｃを合わせた１７元素を意味する。
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ（希土類元素）は、凝固中に析出する酸化物や窒化物を微細化して、鋼塊または鋼片の健全性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を場合により鋼に含有させてもよい。しかし、いずれの元素も０.０１％を超えて含有させても上記作用による効果は飽和してしまい、徒にコスト上昇を招く。したがって、それぞれの元素の含有量は０.０１％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素の含有量を０.０００２％以上とすることが好ましい。ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素とＹおよびＳｃを合わせた１７元素を意味する。
(Ｂ)機械特性
ＴＳave：３００ＭＰａ以上
耐疲労性の高い鋼板を得るには、その引張強度（ＴＳ）が高いほど好ましい。そして、様々な方向の繰り返し応力に対して高い耐疲労性を得るには、鋼板の面内の各方向における引張強度が全体的に高いことが好ましい。そのため、本発明では下記式(１)で規定されるＴＳaveを３００ＭＰａ以上とする。耐疲労性はＴＳaveが高いほど良好であるため、ＴＳaveは好ましくは３４０ＭＰａ以上、より好ましくは３９０ＭＰａ以上である。
ＴＳave：３００ＭＰａ以上
耐疲労性の高い鋼板を得るには、その引張強度（ＴＳ）が高いほど好ましい。そして、様々な方向の繰り返し応力に対して高い耐疲労性を得るには、鋼板の面内の各方向における引張強度が全体的に高いことが好ましい。そのため、本発明では下記式(１)で規定されるＴＳaveを３００ＭＰａ以上とする。耐疲労性はＴＳaveが高いほど良好であるため、ＴＳaveは好ましくは３４０ＭＰａ以上、より好ましくは３９０ＭＰａ以上である。
ＴＳave＝（ＴＳ0＋２×ＴＳ45＋ＴＳ90）／４ ・・・ (１)
ここで、ＴＳ0：圧延方向の引張強度、ＴＳ45：圧延方向に対して４５°方向の引張強度、ＴＳ90：圧延方向に対して９０°方向の引張強度である。
ここで、ＴＳ0：圧延方向の引張強度、ＴＳ45：圧延方向に対して４５°方向の引張強度、ＴＳ90：圧延方向に対して９０°方向の引張強度である。
ＹＲave：０.６７以上
鋼鈑が用いられる部品の要求特性に従って鋼板のＴＳは決定されるが、同じＴＳであってもＹＳが高いほど疲労特性は向上する。そのため、本発明では下記式(２)で規定されるＹＲaveを０.６７以上とする。ＹＲaveは好ましくは０.６９以上、さらに好ましくは０.７１以上、特に好ましくは０.７３以上である。
鋼鈑が用いられる部品の要求特性に従って鋼板のＴＳは決定されるが、同じＴＳであってもＹＳが高いほど疲労特性は向上する。そのため、本発明では下記式(２)で規定されるＹＲaveを０.６７以上とする。ＹＲaveは好ましくは０.６９以上、さらに好ましくは０.７１以上、特に好ましくは０.７３以上である。
ＹＲave＝（ＹＲ0＋２×ＹＲ45＋ＹＲ90）／４ ・・・ (２)
ここで、ＹＲ0：圧延方向の降伏比、ＹＲ45：圧延方向に対して４５°方向の降伏比、ＹＲ90：圧延方向に対して９０°方向の降伏比である。
ここで、ＹＲ0：圧延方向の降伏比、ＹＲ45：圧延方向に対して４５°方向の降伏比、ＹＲ90：圧延方向に対して９０°方向の降伏比である。
｜Δｒ｜：０.２０以下
Δｒ＝（ｒ0−２×ｒ45＋ｒ90）／２で規定されるΔＲの絶対値｜Δｒ｜が低減することによって、鋼板を深絞り成形をした際のイヤリングの発生が低減される。そのため、本発明では、｜Δｒ｜を０.２０以下とする。｜Δｒ｜は好ましくは０.１５以下である。
Δｒ＝（ｒ0−２×ｒ45＋ｒ90）／２で規定されるΔＲの絶対値｜Δｒ｜が低減することによって、鋼板を深絞り成形をした際のイヤリングの発生が低減される。そのため、本発明では、｜Δｒ｜を０.２０以下とする。｜Δｒ｜は好ましくは０.１５以下である。
ｒave／｜Δｒ｜：４.７以上
一般に、平均ｒ値［ｒave＝（ｒ0＋２×ｒ45＋ｒ90）／４］が大きいほど鋼板の深絞り成形限界が大きくなり、｜Δｒ｜が大きくなるほどそのイヤリング量は大きくなる。鋼板のｒ値は集合組織に強く影響を受け、ｒ値を向上させる面方位の発達に伴い、平均ｒ値が上昇して深絞り性が向上するが、｜Δｒ｜も大きくなって面内異方性が低下する場合がある。そのため、良好な深絞り性と小さい面内異方性とを両立させるには、そのバランスを限定することが必要である。本発明では、ｒaveと｜Δｒ｜の比（ｒave／｜Δｒ｜）を４.７以上とする。この比は好ましくは５.４以上、より好ましくは６.１以上である。
一般に、平均ｒ値［ｒave＝（ｒ0＋２×ｒ45＋ｒ90）／４］が大きいほど鋼板の深絞り成形限界が大きくなり、｜Δｒ｜が大きくなるほどそのイヤリング量は大きくなる。鋼板のｒ値は集合組織に強く影響を受け、ｒ値を向上させる面方位の発達に伴い、平均ｒ値が上昇して深絞り性が向上するが、｜Δｒ｜も大きくなって面内異方性が低下する場合がある。そのため、良好な深絞り性と小さい面内異方性とを両立させるには、そのバランスを限定することが必要である。本発明では、ｒaveと｜Δｒ｜の比（ｒave／｜Δｒ｜）を４.７以上とする。この比は好ましくは５.４以上、より好ましくは６.１以上である。
ＹＲave×ｒave／｜Δｒ｜：４.７以上
上述したように、耐疲労性の観点からはＹＲが高いほど好ましく、深絞り性の観点からはｒave／｜Δｒ｜が高いほど好ましい。Ｍｎなどの焼入性を高める元素の含有量を増加させて鋼板を高強度化すると、ＹＲが低下するため、耐疲労性向上の効果は小さい。一方、ＴｉやＮｂなどの析出強化元素を含有させると、ＹＲは向上するが、ｒaveおよび｜Δｒ｜が低下する。したがって、ＹＲとｒave／｜Δｒ｜とのバランスが高いほど、疲労特性と深絞り性を高レベルで有することになる。その指標として、ＹＲave×ｒave／｜Δｒ｜を用いることができ、これを４.７以上とすることが好ましい。この値はさらに好ましくは５.０以上である。
上述したように、耐疲労性の観点からはＹＲが高いほど好ましく、深絞り性の観点からはｒave／｜Δｒ｜が高いほど好ましい。Ｍｎなどの焼入性を高める元素の含有量を増加させて鋼板を高強度化すると、ＹＲが低下するため、耐疲労性向上の効果は小さい。一方、ＴｉやＮｂなどの析出強化元素を含有させると、ＹＲは向上するが、ｒaveおよび｜Δｒ｜が低下する。したがって、ＹＲとｒave／｜Δｒ｜とのバランスが高いほど、疲労特性と深絞り性を高レベルで有することになる。その指標として、ＹＲave×ｒave／｜Δｒ｜を用いることができ、これを４.７以上とすることが好ましい。この値はさらに好ましくは５.０以上である。
(Ｃ)製造方法
(１)熱間圧延工程
熱間圧延は、レバースミルもしくはタンデムミルを用いて、オーステナイト域で多パス圧延により行う。工業的生産性の観点からは、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いて圧延するのが好ましい。
(１)熱間圧延工程
熱間圧延は、レバースミルもしくはタンデムミルを用いて、オーステナイト域で多パス圧延により行う。工業的生産性の観点からは、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いて圧延するのが好ましい。
熱間圧延に供する鋼材は、連続鋳造により得た鋼塊、鋳造および分塊圧延により得た鋼片、ストリップキャスティングにより得た鋼板のいずれでもよい。必要に応じてそれらに予め熱間又は冷間加工を加えたものを用いることもできる。直送圧延の場合のように圧延に供する鋼材が高温状態にあるならば、加熱を施さずに直接または保温を行って熱間圧延に供してもよい。圧延に供する鋼材が冷片であるならば、加熱を施して熱間圧延に供すればよい。
熱間圧延の開始温度が１０００℃以下になると、圧延荷重が大きくなり、十分な圧下率で圧延することが困難になったり、Ａｒ3点以上の温度で圧延を完了することが困難になったりして、所望の機械特性が得られなくなる場合がある。したがって、熱間圧延に供する鋼材の温度は１０００℃超とすることが好ましい。さらに好ましくは１０２５℃以上、特に好ましくは１０５０℃以上である。熱間圧延に供する鋼材の温度の上限は特に規定する必要はないが、オーステナイト粒の粗大化を抑制するため、また設備費用や加熱燃料費を抑制するため、１３５０℃以下とすることが好ましく、１２５０℃以下とすることがさらに好ましい。
熱間圧延工程における最終直前圧延パス（最終圧延パスの一つ前の圧延パス）と最終圧延パスとの圧延パス間時間（最終圧延パス間時間）を適度に調整することにより、最終製品である冷延鋼板のｒ値およびその異方性を改善することが可能であることが判明した。この原因は明確ではないが、最終直前圧延パスと最終圧延パスとの圧延パス間において一部の加工オーステナイトが回復および再結晶することにより、冷延母材となる熱延鋼板の集合組織が変化し、その結果、冷延鋼板の集合組織が変化するためと推測される。上記効果を得るには、最終直前圧延パスと最終圧延パスとの圧延パス間時間である最終圧延パス間時間を０.３秒以上とすることが好ましい。一方、最終圧延パス間時間を過度に長くすると、再結晶オーステナイトの粒成長が著しくなり、微細組織が得られなくなる。このため、最終圧延パス間時間は４.０秒以下とする。最終圧延パス間時間は好ましくは０.４秒以上、３.０秒以下である。
圧延完了温度（最終圧延パスの完了温度）は、圧延完了後にオーステナイトからフェライトへと変態させて組織を微細化するために、Ａｒ3点以上かつ７８０℃以上の温度域とする。圧延完了温度がＡｒ3点を下回ると、圧延中にフェライトが発生してしまう。また、圧延完了温度が７８０℃未満の温度では、圧延荷重が著しく増大して十分な圧下を加えることが困難となる場合や、圧延中に鋼板の表層部においてフェライト変態が生じる場合がある。圧延完了温度はＡｒ3点以上かつ８００℃以上とすることが好ましい。なお、圧延完了温度は、Ａｒ3点以上かつ８００℃以上の温度範囲であれば、低いほど好ましい。圧延完了温度が低い方が、圧延によってオーステナイトに導入された加工歪みの蓄積効果が大きくなり、結晶粒の微細化が促進されるためである。本発明で用いる鋼種のＡｒ3点は、概ね７８０℃〜９００℃である。
熱間圧延における総圧下量は、フェライトの微細化を促進するために板厚減少率で８６％以上とすることが好ましい。この板厚減少率はさらに好ましくは９０％以上、特に好ましくは９４％以上である。また、圧延完了温度以上〜（圧延完了温度＋１００℃）以下の温度範囲における板厚減少率を４０％以上とすることが好ましい。圧延完了温度以上〜（圧延完了温度＋８０℃）以下の温度範囲における板厚減少率を６０％以上とすることがさらに好ましい。少なくとも最終直前圧延パスと最終圧延パスとは連続した多パス圧延とする。１パス当たりの圧下量は１５〜６０％とすることが好ましい。
熱間圧延完了後は、７２０℃までの冷却時間が０.４秒以内になるように冷却を行う。これは、オーステナイトに導入された加工歪の解放を極力抑制しながらフェライト変態が著しくなる温度域まで冷却し、オーステナイトに導入された加工歪を駆動力としてオーステナイトからフェライトへと一気に変態させることにより、微細なフェライト結晶粒組織を生成させるためである。圧延完了後７２０℃までの冷却時間を０.２秒以下とすることが好ましい。冷却は、水冷を用いるのが望ましく、その冷却速度は、空冷時間を除外した強制冷却を行っている時間の平均冷却速度で、４００℃／秒以上とするのが好ましい。
ここで、圧延完了後７２０℃までの冷却条件を規定する理由は、７２０℃を超える温度で冷却を停止もしくは鈍化させると、微細なフェライトが生成するより前に、加工によってオーステナイトに導入された加工歪が解放されてしまい、又は、加工歪の存在形態が変化してフェライトの核生成に有効ではなくなってしまい、フェライト結晶粒が顕著に粗大化するためである。
温度が７２０℃以下に達すると、フェライト変態が活発化する変態温度域に入る。上記のフェライト組織が得られるフェライト変態温度域は、この温度から６００℃までの間の温度域である。したがって、巻取温度が６００℃より低い場合には、７２０℃以下に達した後、冷却を一次停止、もしくはその速度を鈍化させて、この温度域で２秒以上保持させることが、上記の熱的に安定なフェライト結晶粒組織の形成を確実にするうえで好ましい。巻取温度が６００℃より高い場合には、この保持時間は一般に自然に満たされる。
巻取は水冷または空冷により鋼板温度が７００℃以下まで低下してから行うことが好ましい。巻取温度が７００℃を超えると、巻取後の徐冷中に鉄−りん化合物が析出し、深絞り性が低下する場合があるためである。深絞り性を重視する場合には、巻取温度は６００℃以上、７００℃以下とすることが好ましい。一方、疲労特性を重視する場合には、巻取温度は６００℃未満とすることが好ましい。
本発明において、上記の冷却を行う設備は限定されない。工業的には、水量密度の高い水スプレー装置を用いることが好適である。例えば、圧延板搬送ローラーの間に水スプレーヘッダーを配置し、板の上下から十分な水量密度の高圧水を噴射することで冷却することができる。
こうして得られた熱延鋼板は、典型的には鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライトの平均粒径が下記式（８）を満たす微細結晶粒組織を有する。熱延鋼板のフェライト平均粒径が下記式（８）を満たさない場合、その後に規定する条件で冷間圧延および焼鈍を行っても、本発明で規定する機械特性を有する冷延鋼板が得られない場合が多い。
Ｄ≦３.１＋５０００／(５＋３５０×Ｃ＋４０×Ｍｎ)2 ・・・ （８）
上記式中、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライトの平均粒径（μｍ）を意味し、ＣおよびＭｎは鋼中の各元素の含有量（質量％）を意味する。
上記式中、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライトの平均粒径（μｍ）を意味し、ＣおよびＭｎは鋼中の各元素の含有量（質量％）を意味する。
(２)冷間圧延工程
熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。冷間圧延における圧下率が小さすぎると、冷間圧延および焼鈍後の結晶粒が粗大化してしまい、所望の機械特性が得られなくなる。そのため、冷間圧延における圧下率の下限を４０％とする。一方、この圧下率が大きすぎると、冷間圧延設備の負荷が過大となり、操業が困難となる。したがって、冷間圧延における圧下率の上限を９０％とする。
熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。冷間圧延における圧下率が小さすぎると、冷間圧延および焼鈍後の結晶粒が粗大化してしまい、所望の機械特性が得られなくなる。そのため、冷間圧延における圧下率の下限を４０％とする。一方、この圧下率が大きすぎると、冷間圧延設備の負荷が過大となり、操業が困難となる。したがって、冷間圧延における圧下率の上限を９０％とする。
(３)焼鈍工程
冷間圧延により得られた冷延鋼板を常法に従って焼鈍すると、本発明に係る冷延鋼板が得られる。焼鈍温度がＡｃ1点未満では、フェライトの再結晶に長時間を要するため生産効率が低下する。一方、Ａｃ3点を超える温度で焼鈍を行うと、焼鈍時の組織がオーステナイト単相となるため、冷延鋼板の細粒化の効果が得難くなる。したがって、焼鈍温度はＡｃ1点以上、Ａｃ3点以下のいわゆる二相域の温度とする。焼鈍時間は、フェライトの再結晶に要する時間を確保できればよく、特に規定する必要はないが、フェライトの再結晶をより確実なものとするために５秒以上とすることが好ましい。一方、フェライトの粒成長を抑制する観点からは、３００秒以下とすることが好ましい。焼鈍後の冷却条件は特に限定しない。
冷間圧延により得られた冷延鋼板を常法に従って焼鈍すると、本発明に係る冷延鋼板が得られる。焼鈍温度がＡｃ1点未満では、フェライトの再結晶に長時間を要するため生産効率が低下する。一方、Ａｃ3点を超える温度で焼鈍を行うと、焼鈍時の組織がオーステナイト単相となるため、冷延鋼板の細粒化の効果が得難くなる。したがって、焼鈍温度はＡｃ1点以上、Ａｃ3点以下のいわゆる二相域の温度とする。焼鈍時間は、フェライトの再結晶に要する時間を確保できればよく、特に規定する必要はないが、フェライトの再結晶をより確実なものとするために５秒以上とすることが好ましい。一方、フェライトの粒成長を抑制する観点からは、３００秒以下とすることが好ましい。焼鈍後の冷却条件は特に限定しない。
焼鈍後の冷延鋼板には、必要に応じて、常法に従ってスキンパスを施すことができる。
また、連続溶融めっきラインを用いて、焼鈍後の高温の冷延鋼板に続けて溶融めっきを施してもよい。溶融めっきとしては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。また、焼鈍後の冷延鋼板に電気めっきを施すこともできる。電気めっきとしては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。これらのめっき鋼板は必要に応じて耐食性向上のために化成処理を施すことができる。
（Ｄ）構造部材
本発明に係る冷延鋼板は、深絞り加工や穴拡げ加工などのプレス成形や打ち抜き加工などの公知の加工法により構造部材を製造するのに適しており、特に深絞り加工が施される構造部材の素材として好適である。上記構造部材としては自動車用鋼板部材が典型的である。
また、連続溶融めっきラインを用いて、焼鈍後の高温の冷延鋼板に続けて溶融めっきを施してもよい。溶融めっきとしては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。また、焼鈍後の冷延鋼板に電気めっきを施すこともできる。電気めっきとしては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。これらのめっき鋼板は必要に応じて耐食性向上のために化成処理を施すことができる。
（Ｄ）構造部材
本発明に係る冷延鋼板は、深絞り加工や穴拡げ加工などのプレス成形や打ち抜き加工などの公知の加工法により構造部材を製造するのに適しており、特に深絞り加工が施される構造部材の素材として好適である。上記構造部材としては自動車用鋼板部材が典型的である。
以下、実施例により、本発明をさらに詳しく説明する。
表１に示す化学組成を有する鋼種Ａ〜Ｈの鋼を溶製し、熱間鍛造によって３０ｍｍ厚さの鋼片にした。この鋼片を１０５０℃以上に再加熱後、試験用小型タンデムミルにて熱間圧延を実施して２ｍｍ〜３.５ｍｍ厚に仕上げた。全ての圧延において、熱間圧延完了温度〜［熱間圧延完了温度＋１００℃］の温度域内で３パス以上の多パス圧延を行った。圧延完了後７２０℃までの冷却は水冷または空冷により行った。
表１に示す化学組成を有する鋼種Ａ〜Ｈの鋼を溶製し、熱間鍛造によって３０ｍｍ厚さの鋼片にした。この鋼片を１０５０℃以上に再加熱後、試験用小型タンデムミルにて熱間圧延を実施して２ｍｍ〜３.５ｍｍ厚に仕上げた。全ての圧延において、熱間圧延完了温度〜［熱間圧延完了温度＋１００℃］の温度域内で３パス以上の多パス圧延を行った。圧延完了後７２０℃までの冷却は水冷または空冷により行った。
表２に、熱間圧延条件および得られた熱延鋼板のフェライト粒径を示す。
フェライト粒径は、走査電子顕微鏡を用いて鋼板板厚の断面を観察し、板表面から板厚の１／４の深さにて、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）法を用いた結晶方位解析により求めた。
フェライト粒径は、走査電子顕微鏡を用いて鋼板板厚の断面を観察し、板表面から板厚の１／４の深さにて、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）法を用いた結晶方位解析により求めた。
得られた熱延鋼板に対して、表３に示す条件で冷間圧延および焼鈍を行って冷延鋼板を得た。焼鈍温度での保持時間は６０秒とし、焼鈍後は５０℃／ｓの冷却速度で冷却して、４００℃で１５０秒間保持したのちに室温まで冷却した。
こうして得られた冷延鋼板の引張特性を、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて、常温で１０ｍｍ／ｍｉｎ以下の試験速度で引張試験を行って評価した。試験結果を表４にまとめて示す。なお、表中の下線部は規定する要件から外れていることを示す。
比較例である試験番号２、６、８、９、１１、１４、１８は、ＹＲaveが小さいか、Δｒが大きい。一方、発明例はいずれも、本発明で規定する機械特性の要件をすべて満たしており、面内異方性、従って深絞り性と、疲労特性とに優れる。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．０１５％以上、０．１５％以下；Ｓｉ：２．０％以下；Ｍｎ：０．１％以上、３．０％以下；Ｐ：０．０５％以下；Ｓ：０．０５％以下；ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上、０．１％以下；Ｎ：０．００１％以上、０．０１％以下；およびＯ：０．０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、下記式（１）で規定されるＴＳａｖｅが３００ＭＰａ以上、下記式（２）で規定されるＹＲａｖｅが０．６７以上、下記式（３）および（４）で規定されるｒａｖｅおよびΔｒが下記式（５）および（６）を満たす機械特性を有することを特徴とする冷延鋼板。
ＴＳａｖｅ＝（ＴＳ０＋２×ＴＳ４５＋ＴＳ９０）／４ （１）
ＹＲａｖｅ＝（ＹＲ０＋２×ＹＲ４５＋ＹＲ９０）／４ （２）
ｒａｖｅ＝（ｒ０＋２×ｒ４５＋ｒ９０）／４ （３）
Δｒ＝（ｒ０−２×ｒ４５＋ｒ９０）／２ （４）
｜Δｒ｜≦０．２０ （５）
ｒａｖｅ／｜Δｒ｜≧４．７ （６）
上記式中、
ＴＳ０：圧延方向の引張強度、ＴＳ４５：圧延方向に対して４５°方向の引張強度、ＴＳ９０：圧延方向に対して９０°方向の引張強度；ＹＲ０：圧延方向の降伏比、ＹＲ４５：圧延方向に対して４５°方向の降伏比、ＹＲ９０：圧延方向に対して９０°方向の降伏比、ｒ０：圧延方向の塑性ひずみ比、ｒ４５：圧延方向に対して４５°方向の塑性ひずみ比、ｒ９０：圧延方向に対して９０°方向の塑性ひずみ比である。 - 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：２．０％以下を含有する請求項１に記載の冷延鋼板。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有する請求項１または請求項２のいずれかに記載の冷延鋼板。
- さらに、下記式（７）式を満足することを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれかに記載の冷延鋼板。
ＹＲａｖｅ×ｒａｖｅ／｜Δｒ｜≧４．７ （７）
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